(57)【要約】素材として使用される鋼材に関するものであって、より詳細には、質量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．６０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．８％、可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０５％、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０１２〜０．０３０％、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．６％、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１〜０．３％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００２〜０．００４０％、窒素（Ｎ）：０．００６〜０．０１２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト複合相）の混合組織を含み、前記ＭＡ相の分率が３．５％以下（０％は除く）であることを特徴とする。
2019502817.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．６０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．８％、可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０５％、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０１２〜０．０３０％、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．６％、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１〜０．３％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００２〜０．００４０％、窒素（Ｎ）：０．００６〜０．０１２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト複合相）の混合組織を含み、前記ＭＡ相の分率が３．５％以下（０％は除く）であることを特徴とする低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】
前記鋼材は、ニオブ（Ｎｂ）を０．０２〜０．０５％含み、窒素（Ｎ）を０．００６％以上０．０１０％未満含むことを特徴とする請求項１に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材。
【請求項３】
前記鋼材は、フェライト以外の残りの相の分率の合計が１８％以下（０％は除く）であることを特徴とする請求項１に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材。
【請求項４】
前記鋼材は、フェライト結晶粒の平均サイズが１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材。
【請求項５】
前記鋼材は、平均サイズが３００ｎｍ以下である炭・窒化物を、質量比率で０．０１％以上含むことを特徴とする請求項１に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材。
【請求項６】
前記鋼材は、降伏比（ＹＳ（下部降伏強度）／ＴＳ（引張強度））が０．６５〜０．８０であることを特徴とする、請求項１に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材。
【請求項７】
質量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．６０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．８％、可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０５％、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０１２〜０．０３０％、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．６％、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１〜０．３％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００２〜０．００４０％、窒素（Ｎ）：０．００６〜０．０１２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０８０〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを圧延終了温度が７８０℃以上になるように制御圧延し、熱延鋼板に製造する段階と、
前記熱延鋼板を空冷又は水冷で冷却する段階と、
前記冷却後に、熱延鋼板を８５０〜９６０℃の温度範囲で焼きならし熱処理する段階と、を含むことを特徴とする低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項８】
前記鋼スラブは、ニオブ（Ｎｂ）を０．０２〜０．０５％含み、窒素（Ｎ）を０．００６％以上０．０１０％未満含むことを特徴とする請求項７に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項９】
前記焼きならし熱処理は、｛（１．３×ｔ）＋（１０〜６０）｝分間（ここで、「ｔ」は、鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）行うことを特徴とする請求項７に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１０】
前記再加熱された鋼スラブは、前記Ｎｂの５０％以上が再固溶されることを特徴とする請求項７に記載の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、高強度及び高靭性を有して冷間変形による強度の増加を最小化することができ、溶接熱影響部衝撃特性に優れることから圧力容器、海洋構造用などの素材として好適に適用することができる低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、エネルギー資源の枯渇によって、採掘地が、次第に深海地や極寒冷地に移動しており、これに伴い、採掘及び貯蔵設備が大型化且つ複雑化している。これに使用される鋼材は、重量を減少するためには高強度が求められ、設備安定性を確保するためには低温靭性に優れることが求められる。
【０００３】
一方、上記のように強度及び靭性が確保された鋼材を鋼管やその他の複雑な構造物に作製する過程で、冷間変形されることが大幅に増加しており、そのため、上記鋼材には、冷間変形による歪み時効に伴う靭性の減少を最小化する必要がある。
【０００４】
歪み時効によって靭性が減少するメカニズムは、以下の通りである。シャルピー衝撃試験で測定される鋼材の靭性は、その試験温度での降伏強度と破壊強度との相関関係で説明される。仮に試験温度で鋼材の降伏強度が破壊強度よりも大きい場合には、鋼材は延性破壊は発生せず脆性破壊が発生して衝撃エネルギー値が劣化するのに対し、降伏強度が破壊強度よりも小さい場合には、鋼材は延性に変形されて加工硬化することで、衝撃エネルギーを吸収し、降伏強度が破壊強度に至ると、脆性破壊に変化する。すなわち、降伏強度と破壊強度との差が大きいほど、鋼材が延性に変形する量が増加し、吸収する衝撃エネルギーが増加する。したがって、鋼材を鋼管やその他の複雑な構造物への作製のために冷間変形すると、変形が続くにつれて鋼材の降伏強度が増加し、その結果、破壊強度との差が小さくなり、衝撃靭性の低下が伴う。
【０００５】
そのため、冷間変形による靭性の低下を防止するために、従来より、変形後、時効現象による強度の増加を抑制するために、鋼材内に固溶される炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）の量を最小化するか、又はこれらを析出させる元素（例：チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）など）を最小量以上添加する方法や、冷間変形後、ＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｆ）熱処理を施して鋼材の内部に生成された転位などを減少させることで、加工硬化によって増加した降伏強度を低減する方法、低温で鋼材の延性を増加させるために、積層欠陥エネルギー（Ｓｔａｃｋｉｎｇ  ｆａｕｌｔ  ｅｎｅｒｇｙ）を低減して転位の移動を容易にする元素（例：ニッケル（Ｎｉ）など）を添加する方法などが提案され、適用されている。
【０００６】
しかし、構造物などが大型化及び複雑化し続けるにつれて、鋼材に求められる冷間変形量が増加しており、使用環境の温度も北極海程度の水準に下がっているため、従来の方法では、上記鋼材の歪み時効による靭性低下を効果的に防止することが難しいという問題がある。
【０００７】
さらに、構造物などの生産性に最も大きな影響を与える溶接プロセスの効率を高めるためには、溶接入熱量を高めて溶接パス数を減少させる必要があるが、溶接入熱量が増加するほど溶接熱影響部の組織が粗大化するため、結果的に、低温での衝撃特性が劣化するという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】低炭素鋼線材のひずみ時効におよぼすＴｉ添加の影響（落合征雄、大羽浩、鉄と鋼第７５年（１９８９）第４号、Ｐ．６４２〜）
【非特許文献２】Ｔｈｅ  ｅｆｆｅｃｔ  ｏｆ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｖａｒｉａｂｌｅｓ  ｏｎ  ｔｈｅ  ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ａｎｄ  ｓｔｒａｉｎ  ａｇｅｉｎｇ  ｏｆ  ｈｉｇｈ−ｓｔｒｅｎｇｔｈ  ｌｏｗ−ａｌｌｏｙ  Ｖ  ａｎｄ  Ｖ−Ｎ  ｓｔｅｅｌｓ（Ｖ．Ｋ．Ｈｅｉｋｋｉｎｅｎ  ａｎｄ  Ｊ．Ｄ．Ｂｏｙｄ，ＣＡＮＡＤＩＡＮ  ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ  ＱＵＡＲＴＥＲＬＹ  Ｖｏｌｕｍｅ  １５  Ｎｕｍｂｅｒ  ３（１９７６），Ｐ．２１９〜）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、高強度及び高靭性の確保は言うまでもなく、冷間変形による強度の増加を最小化することができ、溶接熱影響部衝撃特性に優れることから圧力容器、海洋構造用などの素材として好適に適用することができる鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．６０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．８％、可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０５％、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０１２〜０．０３０％、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．６％、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１〜０．３％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００２〜０．００４０％、窒素（Ｎ）：０．００６〜０．０１２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％は除く）、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト複合相）の混合組織を含み、上記ＭＡ相の分率が３．５％以下（０％は除く）であることを特徴とする。
【００１１】
また、本発明は、上述の成分組成を満たす鋼スラブを１０８０〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを圧延終了温度が７８０℃以上になるように制御圧延し、熱延鋼板に製造する段階と、上記熱延鋼板を空冷又は水冷で冷却する段階と、上記冷却後に、熱延鋼板を８５０〜９６０℃の温度範囲で焼きならし熱処理する段階と、を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によると、低温での歪み時効衝撃特性に優れるだけでなく、溶接熱影響部衝撃特性に優れ、且つ高強度を有する熱処理鋼材を提供することができ、上記鋼材は、大型化及び複雑化の傾向にある圧力容器、海洋構造用などの素材として好適に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の一側面による鋼材の引張曲線で下部降伏強度と引張強度を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、圧力容器、海洋構造物などの素材として使用される鋼材に対する冷間変形量が増加し続けるにつれて、歪み時効による鋼材の靭性の低下を防止し、且つ高強度及び高靭性を有し、溶接熱影響部の低温靭性に優れることから、生産性を向上させることができる鋼材の開発のために鋭意研究を重ねた結果、鋼成分組成及び製造条件の最適化から上述の物性を確保するのに有利な微細組織を有する鋼材を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
特に、本発明の鋼材は、鋼成分組成のうちＭＡ相の形成に影響を及ぼす元素の含有量を最適化して、鋼の靭性が確保される範囲にＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）を最小化することで、歪み時効による靭性の低下を有効に防止することができる。
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１７】
本発明の低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．０４〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．６０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６〜１．８％、可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００５〜０．０６％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０５％、バナジウム（Ｖ）：０．０１％以下（０％は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０１２〜０．０３０％、銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．４％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜０．６％、クロム（Ｃｒ）：０．０１〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００１〜０．３％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００２〜０．００４０％、窒素（Ｎ）：０．００６〜０．０１２％、リン（Ｐ）：０．０２％以下（０％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％は除く）を含むことが好ましい。
【００１８】
以下では、本発明で提供する高強度鋼材の合金成分を上記のように制御する理由について詳細に説明する。この際、特に言及しない限り、各成分の含有量は、質量％を意味する。
【００１９】
Ｃ：０．０４〜０．１４％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度の確保に有利な元素であり、パーライト又はニオブ（Ｎｂ）、窒素（Ｎ）などと結合して炭・窒化物として存在し、引張強度を確保するための主要元素である。かかるＣの含有量が０．０４％未満の場合には、基地（ｍａｔｒｉｘ）相の引張強度が低下する可能性があるため好ましくない。一方、その含有量が０．１４％を超える場合には、パーライトが過剰に生成されて、低温での歪み時効衝撃特性を劣化させる恐れがある。
【００２０】
したがって、本発明においてＣの含有量は、０．０４〜０．１４％に制限することが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸、脱硫の効果とともに、固溶強化の目的で添加される元素であり、降伏強度及び引張強度を確保するためには、０．０５％以上に添加されることが好ましい。ただし、その含有量が０．６０％を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、鋼の表面が酸化しやすく酸化被膜が過剰に形成され得るため好ましくない。
【００２２】
したがって、本発明においてＳｉの含有量は、０．０５〜０．６０％に制限することが好ましい。
【００２３】
Ｍｎ：０．６〜１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化による強度増加の効果が大きいため、０．６％以上添加することが好ましい。ただし、かかるＭｎの含有量が多すぎると、鋼板の厚さ方向の中心部に偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）が激しくなり、同時に偏析したＳとともに非金属介在物であるＭｎＳの形成が助長される。中心部に生成されたＭｎＳ介在物は、圧延によって延伸し、その結果、低温靭性及び耐ラメラティア（Ｌａｍｅｌｌａ  ｔｅａｒ）特性を大きく阻害するという問題があるため、上記Ｍｎの含有量を１．８％以下に制御することが好ましい。
【００２４】
したがって、本発明においてＭｎの含有量は、０．６〜１．８％に制限することが好ましい。
【００２５】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％
可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は、上記Ｓｉとともに製鋼工程において強力な脱酸剤として使用され、単独或いは複合脱酸の際に少なくとも０．００５％以上添加されることが好ましい。ただし、その含有量が０．０６％を超えると、上述の効果が飽和し、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物のうちＡｌ２Ｏ３の分率が必要以上に増加し、そのサイズも粗大化し、精錬中に除去が容易にできず、結果的に、低温靭性を大幅に減少させるため好ましくない。
【００２６】
したがって、本発明においてＳｏｌ．Ａｌの含有量は、０．００５〜０．０６％に制限することが好ましい。
【００２７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、スラブの再加熱時にオーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大し、熱間圧延時に微細な炭・窒化物（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）として析出されて、圧延又は冷却中の再結晶を抑制することで、最終の微細組織を微細に形成する効果が大きい。また、かかるＮｂの添加量が増加するほど、ベイナイト又はＭＡの形成を促進して強度を増加させる効果がある。ただし、その含有量が０．０５％を超えると、過剰なＭＡ及び厚さ方向の中心部に粗大な析出物を形成しやすくなり、鋼材の中心部の低温靭性を阻害するという問題があるため、好ましくない。
【００２８】
したがって、本発明においてＮｂの含有量は、０．００５〜０．０５％に制限することが好ましく、より有利には０．０２％以上、さらに有利には０．０２２％以上に制限することが好ましい。
【００２９】
Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）
バナジウム（Ｖ）は、スラブの再加熱時にほぼすべてが再固溶されるため、圧延、焼きならし（ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）熱処理後の状態では、析出又は固溶による強度増加の効果がほとんどない。また、上記Ｖは、高価な元素であり、多量添加するとコスト上昇を誘発するという問題があるため、これを考慮して、０．０１％以下に添加することが好ましい。
【００３０】
Ｔｉ：０．０１２〜０．０３０％
チタン（Ｔｉ）は、高温で主にＴｉＮ形態で六面体の析出物として存在するか、又はＮｂなどのように炭・窒化物（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）析出物を形成して溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制する効果がある。このためには、Ｔｉを０．０１２％以上添加することが好ましいが、その含有量が多すぎて０．０３０％を超えると、鋼材の厚さ方向の中心部に必要以上に粗大な炭・窒化物が生成されて破壊亀裂の開始点として作用するため、溶接熱影響部衝撃特性を大幅に減少させるという問題がある。
【００３１】
したがって、本発明においてＴｉの含有量は、０．０１２〜０．０３０％に制限することが好ましい。
【００３２】
Ｃｕ：０．０１〜０．４％
銅（Ｃｕ）は、固溶及び析出により強度を大幅に向上させることができ、歪み時効衝撃特性を大きく阻害しない効果がある元素であるが、過剰に添加される場合、鋼の表面に亀裂を誘発し、高価な元素であるため、これを考慮して、０．０１〜０．４％にその含有量を制限することが好ましい。
【００３３】
Ｎｉ：０．０１〜０．６％
ニッケル（Ｎｉ）は、強度増大の効果はほとんどないが、低温での歪み時効衝撃特性の向上に効果的であり、特にＣｕを添加する場合に、スラブの再加熱時に発生する選択的酸化による表面亀裂を抑制する効果がある。このためには、Ｎｉを０．０１％以上添加することが好ましいが、高価な元素であるため、経済性を考慮して、０．６％以下に制限することが好ましい。
【００３４】
Ｃｒ：０．０１〜０．２％
クロム（Ｃｒ）は、固溶による降伏強度及び引張強度の増大効果は小さいが、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）又は溶接後の熱処理の間のセメンタイト分解速度を遅らせることで、強度低下を防止するという効果がある。このためには、Ｃｒを０．０１％以上添加することが好ましいが、その含有量が０．２％を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、溶接熱影響部の低温靭性を阻害するという問題があるため、好ましくない。
【００３５】
Ｍｏ：０．００１〜０．３％
モリブデン（Ｍｏ）は、熱処理後に、冷却過程で変態を遅延させ、結果として強度を大幅に増加させる効果があり、また、Ｃｒのように焼戻し又は溶接後の熱処理の間の強度低下の防止に有効であり、Ｐなどの不純物の粒界偏析による靭性の低下を防止するという効果がある。このためには、Ｍｏを０．００１％以上添加することが好ましいが、これもまた高価な元素であり、過剰に添加する場合には経済的に不利であるという欠点があるため、その含有量を０．３％以下に制限することが好ましい。
【００３６】
Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％
Ａｌの脱酸後、カルシウム（Ｃａ）を添加すると、ＭｎＳとして存在するＳと結合してＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して鋼材の中心部の亀裂を抑制するという効果がある。したがって、本発明において添加されるＳをＣａＳに十分に形成させるためには、Ｃａを０．０００２％以上添加することが好ましい。ただし、その含有量が０．００４０％を超えると、ＣａＳを形成して残ったＣａがＯと結合して、粗大な酸化性介在物が生成され、これは、圧延で延伸、破折し、亀裂開始点として作用するという問題がある。
【００３７】
したがって、本発明においてＣａの含有量は、０．０００２〜０．００４０％に制限することが好ましい。
【００３８】
Ｎ：０．００６〜０．０１２％
窒素（Ｎ）は、添加されたＮｂ、Ｔｉ、Ａｌなどと結合して析出物を形成することで、鋼の結晶粒を微細化し、母材の強度及び靭性を向上させる効果がある。ただし、その含有量が多すぎる場合、析出物を形成して残ったＮが原子状態で存在し、冷間変形後に時効現象を起こして低温靭性を減少させる最も代表的な元素として知られている。また、連続鋳造によるスラブの製造時に高温での脆化によって表面部の亀裂を助長するという問題がある。
【００３９】
したがって、これを考慮して、本発明では、Ｎの含有量は、０．００６〜０．０１２％に制限することが好ましく、より有利には、０．００６％以上、０．０１０％未満に制限することが好ましい。
【００４０】
Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、添加時に強度を増加させる効果があるが、本発明の熱処理鋼においては、上記強度増加の効果に比べて粒界偏析によって低温靭性を大きく阻害する元素であるため、できるだけ低く管理することが好ましい。ただし、製鋼工程において上記Ｐを過剰に除去するためには相当な費用がかかるため、物性に影響を及ぼさない範囲、すなわち、０．０２％以下に制限することが好ましい。
【００４１】
Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合し、主に鋼板の厚さ方向の中心部にＭｎＳ介在物を生成させて低温靭性を阻害する代表的な要因である。したがって、低温での歪み時効衝撃特性を確保するためには、上記Ｓの含有量をできるだけ低く管理することが好ましいが、かかるＳを過剰に除去するためには、相当な費用がかかるため、物性に影響を及ぼさない範囲、すなわち、０．００３％以下に制限することが好ましい。
【００４２】
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に言及しない。
【００４３】
上述の合金成分組成を満たす本発明の高強度鋼材は、微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト複合相）の混合組織を含むことが好ましい。
【００４４】
上記組織のうちフェライトは、鋼材の延性変形を可能にする最も重要な組織であり、かかるフェライトを主相として含み、且つ平均サイズを１５μｍ以下に微細に制御することが好ましい。このように、フェライト結晶粒を微細にすることで、結晶粒界を増加させて亀裂の伝播を抑制することができ、鋼材の基本的な靭性が向上するだけでなく、冷間変形の際に加工硬化速度を下げる効果により強度の増加を最小化することができるため、歪み時効衝撃特性もともに向上させることができる。
【００４５】
上記フェライト以外の上記パーライト、ベイナイト、ＭＡなどを含む硬質相は、鋼材の引張強度を増加させて高強度を確保するのに有利であるが、高い硬度のため、破壊の開始点又は伝播経路となり、歪み時効衝撃特性を阻害するという問題がある。したがって、その分率を制御することが好ましく、これら硬質相の分率の合計を１８％以下（０％は除く）に制限することが好ましい。
【００４６】
特に、ＭＡ相は、強度が最も高く、変形によって脆性が強いマルテンサイトに変態するため、低温靭性を最も大きく阻害する要素である。したがって、ＭＡ相の分率を３．５％以下（０％は除く）に制限することが好ましく、より好ましくは１．０〜３．５％に制限することができる。
【００４７】
一方、上記のような微細組織を有する本発明の高強度鋼材は、添加された元素のうちＮｂ、Ｔｉ、Ａｌなどによって生成される炭・窒化物を含み、上記炭・窒化物は、圧延、冷却、熱処理の過程中に結晶粒の成長を抑制して微細にするだけでなく、大入熱溶接時の溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制する重要な役割を果たす。その効果を最大化するためには、３００ｎｍ以下の平均サイズを有する炭・窒化物を、重量比率で０．０１％以上、好ましくは０．０１〜０．０６％含むことが好ましい。
【００４８】
以下、本発明の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
【００４９】
先ず、上述の合金成分組成を満たす鋼スラブを製造した後、これを用いて、本発明で目標とする微細組織、炭化物条件などを満たす鋼材を得るためには、熱間圧延（制御圧延）、冷却、及び焼きならし熱処理の工程を行う。
【００５０】
それに先立って、製造された鋼スラブを再加熱する工程を行う。
【００５１】
この際、再加熱温度は、１０８０〜１２５０℃に制御することが好ましいが、再加熱温度が１０８０℃未満の場合には、連続鋳造中にスラブ内に生成された炭化物などの再固溶が困難になる。したがって、本発明で添加されたＮｂが５０％以上再固溶されることができる温度以上とすることが好ましい。ただし、その温度が１２５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒のサイズが粗大化しすぎて最終的に製造された鋼材の強度及び靭性などの機械的物性が大幅に低下するという問題がある。
【００５２】
したがって、本発明において再加熱温度は、１０８０〜１２５０℃に制限することが好ましい。
【００５３】
上記のように再加熱された鋼スラブを仕上げ圧延し、熱延鋼板を製造する。この際、上記仕上げ圧延工程は、制御圧延であることが好ましく、圧延終了温度を７８０℃以上に制御することが好ましい。
【００５４】
通常の圧延工程で圧延する場合、圧延終了温度は８２０〜１０００℃程度であるが、これを７８０℃未満に下げると、圧延中にＭｎなどが偏析しない領域で焼入れ性が低くなって圧延中にフェライトが生成され、このようなフェライトの生成により、固溶されているＣなどは残留オーステナイト領域に偏析して濃化する。これにより、圧延後に、冷却の間にＣなどが濃化した領域は、ベイナイト、マルテンサイト又はＭＡ相に変態し、フェライトと硬化組織から構成される強い層状構造が生成される。Ｃなどが濃化した層の硬化組織は、高硬度を有するだけでなく、ＭＡ相の分率も大幅に増加する。このように、硬化組織の増加と層状構造への配列によって低温靭性を減少させるため、圧延終了温度を７８０℃以上に制御することが好ましい。
【００５５】
上述によって制御圧延して得られた熱延鋼板を空冷又は水冷で冷却した後、所定の温度範囲で焼きならし熱処理することによって、目標とする物性を有する鋼材を製造することができる。
【００５６】
上記焼きならし熱処理は、８５０〜９６０℃の温度範囲で所定の時間維持した後、空気中で冷却させることが好ましい。焼きならし熱処理温度が８５０℃未満の場合には、パーライト、ベイナイト中のセメンタイトとＭＡ相の再固溶が困難で固溶されたＣが減少するため、強度の確保が困難になるだけでなく、最終的に残った硬化相が粗大に残留するようになるため、歪み時効衝撃靭性も大幅に悪化する。一方、その温度が９６０℃を超える場合には、結晶粒の成長が起こり、歪み時効衝撃特性を阻害するという問題がある。
【００５７】
上記の温度範囲で焼きならし熱処理を行う場合、｛（１．３×ｔ）＋（１０〜６０）｝分間（ここで、「ｔ」は、鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）維持することが好ましい。維持時間が上記時間未満の場合には、組織の均一化が困難となり、上記時間を超える場合には、生産性が阻害されるという問題がある。
【００５８】
上述の方法によって得られる高強度鋼材は、強度及び靭性に優れるだけでなく、冷間変形時に歪み時効による靭性の低下を効果的に防止することができ、溶接熱影響部での優れた衝撃特性も確保することができる。特に、熱処理後の降伏比（ＹＳ（下部降伏強度）／ＴＳ（引張強度））０．６５〜０．８０が確保されることができる。
【実施例】
【００５９】
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【００６０】
下記表１の成分組成を有する鋼スラブに対して、下記表２に示した条件で再加熱、熱間圧延、及び焼きならし熱処理を行い、最終厚さ６ｍｍ以上の熱延鋼板を製造した。
【００６１】
上記製造されたそれぞれの熱延鋼板に対して、微細組織の分率及びサイズと炭・窒化物の分率及びサイズを測定した。また、各熱延鋼板の強度（引張強度及び降伏強度）と歪み時効衝撃特性を代表することができる冷間変形量５％引張後、２５０℃で１時間時効させた状態でシャルピー衝撃遷移温度を測定し、下記表３に示した。
【００６２】
各熱延鋼板の微細組織は、鋼板の断面を鏡面研磨した後、目的に応じて、ナイタル（Ｎｉｔａｌ）又はレペラ（Ｌｅｐｅｒａ）でエッチングし、試験片の所定の面積を光学又は走査電子顕微鏡で倍率１００〜５００倍でイメージを測定した後、測定されたイメージからイメージ分析プログラム（ｉｍａｇｅ  ａｎａｌｙｚｅｒ）を使用して、各相の分率を測定した。統計的に有意な値を得るために、同一の試験片に対して、位置を変更して繰り返し測定し、その平均値を求めた。
【００６３】
平均サイズ３００ｍｍ以下の微細な炭・窒化物の分率は抽出残渣法で測定した。
【００６４】
引張特性値は、通常の引張試験で求められた公称歪み−公称応力曲線から、それぞれ、下部降伏強度、引張強度、降伏比（下部降伏強度／引張強度）を測定した。また、歪み時効衝撃特性値は、引張変形率として０％、５％、８％を予め付加し、延伸した試験片を２５０℃で１時間時効させた後、シャルピーＶノッチ（Ｃｈａｒｐｙ  Ｖ−ｎｏｔｃｈ）衝撃試験を行って測定した。
【００６５】
溶接評価は、それぞれの熱延鋼板に対して、構造用鋼材の接合に広く使用されるサブマージアーク溶接（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ  Ａｒｃ  Ｗｅｌｄｉｎｇ、ＳＡＷ）法を用いて、７〜５０ｋＪ／ｃｍの入熱量の範囲で多層溶接して接合部試験片を作製し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）がシャルピー衝撃試験片のノッチ（ｎｏｔｃｈ）に相当するように衝撃試験片を加工して、低温での衝撃吸収エネルギー値を測定した。
【００６６】
【表１】
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【００６７】
【表２】
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【００６８】
【表３】
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（上記表３中、「Ｆ分率」はフェライト分率を意味し、「Ｆサイズ」はフェライト結晶粒の平均サイズを意味する。
また、上記硬化相分率（％）は、炭・窒化物分率（％）を含んで示したものである。）
【００６９】
上記表１〜３に示したように、本発明の成分組成及び製造条件をすべて満たす発明例１〜３の熱延鋼板は、高強度であるだけでなく、冷間変形後にも優れた低温靭性を確保し、大入熱溶接後、溶接熱影響部の優れた低温靭性を確保することで、大型化及び複雑化の傾向にある圧力容器、海洋構造物などに好適に使用することができる。
【００７０】
一方、鋼成分組成は、本発明の条件を満たすが、再加熱後、熱間圧延時に圧延終了温度が低すぎる比較例１の場合には、フェライトと硬化組織から構成される強い層状構造が生成されることで、低温靭性が減少し、５％冷間変形後の衝撃遷移温度が−３４℃と高く現れた。
【００７１】
また、再加熱温度が低すぎる比較例２の場合には、添加されたＮｂが十分に再固溶されることができず、Ｎｂによる相変態の制御や析出による強化効果が著しく低く、下部降伏強度が３５０ＭＰａ未満、引張強度が５００ＭＰａ未満であった。
【００７２】
一方、比較例３〜７は、製造条件は本発明の条件を満たすが、鋼成分組成が本発明の条件を満たすことができなかった場合であり、強度が低いか低温靭性が劣化したことが確認できる。
【００７３】
このうち、比較例３は、Ｃの含有量が十分でない場合であり、圧延、熱処理の際に、フェライト結晶粒が粗大に生成されて、十分な強度を確保することができなかった。
【００７４】
比較例４は、Ｃの含有量が多すぎる場合であり、硬化相分率が１８％を超え、ＭＡ相の分率も大幅に増加することで降伏比が低くなり、その結果、５％冷間変形後の衝撃遷移温度が高く現れた。
【００７５】
比較例５は、Ｔｉの含有量が多すぎる場合であり、添加されたＮに比べて過剰に添加されたＴｉが、粗大なＴｉＮ析出物として生成され、５％冷間変形後の衝撃時に亀裂開始点として作用し、衝撃遷移温度を高める結果が導出され、溶接熱影響部の低温靭性も劣化した。
【００７６】
比較例６は、Ｎｂの含有量が不十分な場合であり、Ｎｂ再固溶による相変態の遅延によって結晶粒の微細化及び析出物生成による強度強化の効果が発現されず、強度が劣化した。
【００７７】
比較例７は、Ｎの含有量が多すぎる場合であり、添加されたＴｉに比べて過剰に添加されたＮが、焼きならし熱処理後又は溶接後にも固溶された状態のＮとして存在することで、５％冷間変形後の遷移温度が高く現れ、溶接熱影響部の低温靭性も劣化した。
【００７８】
比較例８は、Ｎの含有量が不十分な場合であり、添加されたＴｉに比べＮの含有量が少なく、ＴｉＮ析出物がより高い温度で生成されることで粗大化し、結晶粒の微細化に寄与できなくなることで、５％冷間変形後の遷移温度が高く現れ、溶接熱影響部の低温靭性も劣化した。
【図１】
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【手続補正書】
【提出日】平成30年8月2日(2018.8.2)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６３】
平均サイズ３００ｎｍ以下の微細な炭・窒化物の分率は抽出残渣法で測定した。
【国際調査報告】
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